索忠源， 杜 陽， 付立銘， 單愛黨

(1. 吉林化工學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院， 吉林 吉林 132022；2. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 上海 200240)

Q&P (Quenching and partitioning)工藝是2003年開始由Speer等[1-3]提出的可使鋼材獲得比常規(guī)熱處理更高強(qiáng)度與塑性的新工藝方法。如何精確控制在淬火-配分過程中奧氏體的穩(wěn)定性及其相比例、尺寸、形態(tài)等影響因素，是成功開發(fā)Q&P鋼的關(guān)鍵技術(shù)[4-6]。目前國內(nèi)外研究主要集中在討論淬火開始溫度、終淬溫度、配分溫度等工藝參數(shù)變化的影響，配分時間基本控制在10～20 min，有關(guān)長時配分時間的試驗與理論報道較少[7-9]。

本文對5CrMnNiMo中碳鋼采用了不同配分時間的熱處理工藝，分析了Q&P處理過程中的組織轉(zhuǎn)變及其強(qiáng)度、塑性變化趨勢，探討了配分時間對其組織與性能的影響，為開發(fā)先進(jìn)Q&P高強(qiáng)鋼提供理論及實踐依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗5CrMnNiMo中碳鋼為自行設(shè)計，采用真空電弧爐熔煉后，經(jīng)在1150 ℃保溫30 min完全均熱化后，在兩輥軋機(jī)下經(jīng)多道熱軋至厚2.5 mm左右水淬。試驗鋼的化學(xué)成分如表1所示。使用線切割將鋼板加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

具體的Q&P 熱處理工藝如圖1所示。首先將試樣置于820 ℃鹽爐中保溫5 min，使其奧氏體化，水淬冷到室溫，形成馬氏體后，在350～210 ℃的硝鹽中配分，具體工藝分為A、B、C 3種，其中工藝A為350 ℃鹽浴，保持5 min 后水冷；工藝B為350～210 ℃鹽浴均勻緩慢冷卻6 h后水冷；工藝C為350 ℃鹽浴恒溫24 h后水冷。通過不同時間的配分，使馬氏體中的碳擴(kuò)散到奧氏體中，穩(wěn)定殘留奧氏體。

圖1 Q&P熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic illustration of the Q&P heat treatment processes

利用JSM6460掃描電鏡測試不同Q&P工藝試樣的顯微組織形貌；在Zwick萬能試驗機(jī)上以1×10-3s-1應(yīng)變速率進(jìn)行室溫拉伸試驗；通過X射線衍射(XRD，Rigakud/Max-2550 PC)研究Q&P處理試樣拉伸前后的物相組成變化規(guī)律，殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)由Jade分析軟件測定[10-11]；利用場發(fā)射JSM-7600F電子背散射衍射(EBSD)對拉伸斷口前沿裂紋及顯微組織進(jìn)行分析，確定試驗鋼在塑性變形過程中的TRIP效應(yīng)。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 配分時間對顯微組織的影響

圖2為不同Q&P工藝下試驗鋼的SEM形貌。通過對比分析，發(fā)現(xiàn)3種配分時間下，試樣中均出現(xiàn)明顯板條狀馬氏體組織，且在6 h非等溫配分時間以內(nèi)，馬氏體有序整條貫穿于原奧氏體晶粒，在馬氏體板條束間有少量白色細(xì)小的顆粒狀碳化物析出。在等溫配分時間為5 min(見圖2(a))時，馬氏體中脫溶出的碳量少，馬氏體體積分?jǐn)?shù)較大，且脫溶出來的游離碳也由于配分時間太短無法使所有的殘留奧氏體都得到富碳，殘留奧氏體以片狀形式存在于馬氏體板條間。圖2(b) 為在350～210 ℃溫度區(qū)間鹽浴均勻緩慢冷卻6 h 后水冷的顯微組織，可見馬氏體板條方向性仍較強(qiáng)，殘留奧氏體含量增多，由片狀過渡到塊狀殘留奧氏體。隨著等溫配分時間增加到24 h，如圖2(c)所示，馬氏體含量進(jìn)一步減少的同時馬氏體的形態(tài)發(fā)生了彎曲，因馬氏體/奧氏體相界面遷移所致板條界面變得不明顯[5]。同時，因配分溫度較高，時間長，碳原子擴(kuò)散充分，殘留奧氏體完全由片狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀(如圖2(c)箭頭所示)，體積分?jǐn)?shù)明顯增大。

圖2 不同Q&P工藝下試驗鋼的顯微組織(a)工藝A;(b)工藝B;(c)工藝CFig.2 Microstructure of the tested steel under different Q&P processes(a) process A; (b) process B; (c) process C

2.2 配分時間對力學(xué)性能的影響

圖3為不同Q&P工藝下試驗鋼的拉伸曲線。從圖3可以看出，試樣在經(jīng)過Q&P工藝處理后，特別是在等溫配分5 min時，抗拉強(qiáng)度高達(dá)2230 MPa。隨著等溫配分時間的延長，馬氏體中碳原子能充分?jǐn)U散到殘留奧氏體中，導(dǎo)致馬氏體內(nèi)碳含量降低，畸變能減小，抗拉強(qiáng)度逐步降低至1360 MPa。配分時間加長，碳原子更多地從馬氏體中擴(kuò)散到殘留奧氏體中，進(jìn)一步提升殘留奧氏體的穩(wěn)定性。拉伸時，殘留奧氏體發(fā)生相變，使試樣產(chǎn)生的集中應(yīng)力得到減緩，推遲了試樣縮頸和裂紋的形成，最終使得總伸長率增加，伸長率由等溫配分5 min時的3.9%提高到等溫配分24 h時的14.0%左右。配分長時處理后，因殘留奧氏體由片狀轉(zhuǎn)為塊狀，其在應(yīng)力作用下更容易產(chǎn)生滑移[12]，屈服強(qiáng)度降低。具體的拉伸性能數(shù)據(jù)如表2所示。

圖3 不同Q&P工藝下試驗鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Engineering stress-strain curves of the tested steel under different Q&P processes

表2 不同Q&P工藝下試驗鋼的拉伸性能及殘留奧氏體含量

圖4為經(jīng)工藝C處理后試驗鋼拉伸前后標(biāo)距位置的XRD圖譜。可以看出拉伸后{111}、{200}和{220}晶面的殘留奧氏體衍射峰消失，這意味著幾乎所有標(biāo)距附近的殘留奧氏體在拉伸過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。殘留奧氏體發(fā)生了TRIP效應(yīng)，即在塑性變形過程中殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這與之前報道中出現(xiàn)的TRIP效應(yīng)相一致[13-14]。殘留奧氏體向馬氏體的應(yīng)變誘導(dǎo)相變可以適應(yīng)相變應(yīng)力，使其具有良好的塑性和能量吸收性能，不易產(chǎn)生微裂紋，如圖5所示拉伸斷口前沿的EBSD形貌。塊狀殘留奧氏體在協(xié)調(diào)變形過程中，能將應(yīng)力很好的分散和轉(zhuǎn)移，應(yīng)力分布均勻，因此在變形過程中，配分時間短的殘留奧氏體呈片狀，其協(xié)調(diào)變形能力和分散應(yīng)力較差，一旦出現(xiàn)裂紋，就會造成應(yīng)力集中并開裂，嚴(yán)重地影響其塑性伸展，如圖5(a，b)所示。當(dāng)殘留奧氏體呈塊狀時，其在發(fā)生TRIP效應(yīng)過程中，轉(zhuǎn)變?yōu)榈鸟R氏體也呈塊狀，應(yīng)力均勻分布于斷裂前沿，韌性進(jìn)一步增強(qiáng)，如圖5(c，d)所示。

圖4 工藝C下試驗鋼拉伸前后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the tested steel under process C before and after tensile testing

圖5 不同Q&P工藝下試驗鋼拉伸斷口前沿的EBSD形貌(a,b)工藝A;(c)工藝B;(d)工藝CFig.5 EBSD morphologies of tensile fracture front of the tested steel under different Q&P processes(a,b) process A; (c) process B; (d) process C

3 結(jié)論

1) 5CrMnNiMo超高強(qiáng)度鋼在350 ℃下等溫配分5 min、24 h及非等溫配分6 h后，顯微組織均由馬氏體+殘留奧氏體+少量粒狀碳化物組成。

2) 等溫配分5 min后，試驗鋼獲得高達(dá)2230 MPa的抗拉強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度經(jīng)等溫配分24 h后降低到1360 MPa，塑性變形量由等溫配分5 min后的3.92%增加到等溫配分24 h后的13.53%。

3) 非等溫配分處理6 h后，其抗拉強(qiáng)度為1560 MPa，塑性變形量高達(dá)14.62%。

4) 隨著等溫配分時間的增加，試驗鋼中殘留奧氏體由片狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，EBSD表明變形過程中的TRIP效應(yīng)是提升試驗鋼塑性的主要原因。